JP2005314789A - Rolling device - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、例えば自動車、一般産業機械、工作機械、鉄鋼機械等に用いられる玉軸受、アンギュラ玉軸受、円筒ころ軸受、円すいころ軸受、自動調心ころ軸受等の転がり軸受に代表される転動装置の長寿命化に関する。 The present invention includes rolling bearings represented by rolling bearings such as ball bearings, angular contact ball bearings, cylindrical roller bearings, tapered roller bearings, and self-aligning roller bearings used in automobiles, general industrial machines, machine tools, steel machines, and the like. It relates to extending the life of the device.
通常、転がり軸受等の転動装置の材料としては、高炭素クロム軸受鋼が用いられるが、近年、使用条件の過酷化傾向に対応するために長寿命化の要求が高まり、クリーンな潤滑条件下では、材料の清浄度を高めることで、長寿命化が図られている。また、軸受鋼は、通常、焼き入れ、焼戻し処理が施されるが、寿命を延長させるため、浸炭窒化焼き入れ処理が施される場合もある。 Usually, high-carbon chromium bearing steel is used as the material for rolling devices such as rolling bearings, but in recent years, there has been an increasing demand for longer life in order to cope with the harsh trend of usage conditions. Then, the lifetime is extended by increasing the cleanliness of the material. In addition, the bearing steel is usually subjected to quenching and tempering treatment, but may be subjected to carbonitriding and quenching treatment in order to extend the life.
上述した材料の清浄度の向上については、鋼の製造上、介在物を無くすことは不可能であり、極限まで介在物を低減させるには特殊な溶解方法が必要となるため、素材のコストアップにつながる。また、浸炭窒化処理を施す場合には、長時間の浸炭窒化処理が必要となり、やはり製品のコストアップにつながる。
そこで、このような問題点を解決するため、軸受鋼の強度を向上させて、転動疲労寿命の改善を図ることが考えられる。材料の強度を改善する手法としては、金属学的には、(1)結晶粒(熱処理完了後の旧オーステナイト粒)を細かくする、(2)炭素、窒素の固溶量を増加させ、固溶強化を図る、(3)炭化物による析出強化が主に挙げられている。
Regarding the improvement of the cleanliness of the materials mentioned above, it is impossible to eliminate inclusions in the production of steel, and a special melting method is required to reduce the inclusions to the limit. Leads to. In addition, when the carbonitriding process is performed, a long-time carbonitriding process is required, which also increases the cost of the product.
Therefore, in order to solve such problems, it is conceivable to improve the rolling fatigue life by increasing the strength of the bearing steel. As a technique for improving the strength of the material, metallographically, (1) make crystal grains (old austenite grains after heat treatment completed) fine, (2) increase the amount of carbon and nitrogen solid solution, (3) Precipitation strengthening by carbide is mainly cited.
上記(2)の手法は、上述した浸炭窒化処理に相当し、コスト上の問題があり、また、上記(3)の手法は、通常の軸受鋼ではセメンタイトが析出物に相当し、強化に必要とされる析出量が確保されているため、析出硬化で強度を向上させるには、MoやV等の特殊な元素の添加が必要となり、やはり素材のコストアップにつながる。
上記(1)の結晶粒の微細化による強化は、結晶粒径dの−1/2乗に比例して、材料強度が増すというホールペッチ則で知られており、素材を変えずに、結晶粒径を細かくするだけで強度が改善されるので、近年、注目を集めている強化方法である。
The method (2) corresponds to the carbonitriding process described above and has a cost problem. In the method (3), cementite is equivalent to a precipitate in ordinary bearing steel and is necessary for strengthening. Therefore, in order to improve the strength by precipitation hardening, it is necessary to add special elements such as Mo and V, which also increases the cost of the material.
The strengthening by the refinement of the crystal grain of the above (1) is known by the Hall Petch rule that the material strength increases in proportion to the -1/2 power of the crystal grain diameter d. Since the strength is improved simply by reducing the diameter, it has recently been attracting attention.
軸受鋼の結晶粒の微細化を図った事例としては、例えば、熱間温度及び温間温度領域で加工を施し、焼入れを行うことで、4〜7μmの結晶粒を得るようにしたものが開示されている(例えば特許文献1参照)。
また、加工を施さずに軸受鋼の結晶粒の微細化を図った事例としては、例えば、浸炭窒化処理を施し、更に800°C近くの低温で2次焼入れ処理を施すことによって、結晶粒を5〜6μmとして、清浄な油浴潤滑および摩耗粉等の異物が混入する条件下での長寿命化を図るようにしたものが開示されている(例えば特許文献2参照)。
In addition, as an example in which the grain size of the bearing steel is refined without processing, for example, carbonitriding is performed, and further, the secondary quenching is performed at a low temperature of about 800 ° C. As for 5-6 micrometers, what was trying to extend the lifetime on the conditions in which foreign substances, such as clean oil bath lubrication and abrasion powder mix, is disclosed (for example, refer patent document 2).
ところで、近年、転動装置の使用条件はより過酷化する傾向にあり、軸受鋼等の結晶粒をできるだけ微細化して転動装置の更なる長寿命化を図ることが望まれるが、上記特許文献1及び特許文献2においては、結晶粒を3μm以下に微細化することは難しいと考えられる。
本発明はこのような技術的背景に鑑みてなされたものであり、素材の結晶粒をより微細化して更なる長寿命化を図ることができる転動装置を提供することを目的とする。
By the way, in recent years, the use conditions of the rolling device tend to be more severe, and it is desired to make the rolling device as long as possible by miniaturizing crystal grains such as bearing steel. In 1 and Patent Document 2, it is considered difficult to make crystal grains finer to 3 μm or less.
The present invention has been made in view of such a technical background, and an object of the present invention is to provide a rolling device that can further refine the crystal grains of the material to further extend the life.
上記目的を達成するために、請求項1に係る発明は、内方部材と外方部材との間に複数の転動体が周方向に転動可能に配設された転動装置において、
前記内方部材、前記外方部材及び前記転動体の内の少なくとも一つの素材をC含有量:0.5重量%以上の高炭素軸受鋼とし、且つ完成品転動面表面層の旧オーステナイト平均結晶粒径を3μm以下、前記表面層の窒素(N)濃度を0.3重量%以上、炭素(C)濃度と窒素(N)濃度との比をC/N=1.10以下としたことを特徴とする。
In order to achieve the above object, the invention according to claim 1 is a rolling device in which a plurality of rolling elements are disposed between an inner member and an outer member so as to be able to roll in the circumferential direction.
At least one material of the inner member, the outer member, and the rolling element is a high carbon bearing steel having a C content of 0.5% by weight or more, and the average austenite surface layer of the finished product rolling surface The crystal grain size is 3 μm or less, the nitrogen (N) concentration of the surface layer is 0.3 wt% or more, and the ratio of the carbon (C) concentration to the nitrogen (N) concentration is C / N = 1.10 or less. It is characterized by.
請求項2に係る発明は、請求項1において、前記熱処理が、素材を800〜1000°Cに加熱し、オーステナイト化した後、急冷によりマルテンサイト組織とする第1の工程と、Ae1変態点以下の温度で窒化又は軟窒化処理する第2の工程と、オーステナイト温度域の780〜880°Cに加熱し、塑性加工後、焼入れする第3の工程と、焼戻しする第4の工程とを具備することを特徴とする。 The invention according to claim 2 is the first step according to claim 1, in which the heat treatment is performed by heating the material to 800 to 1000 ° C. to austenite, and then rapidly cooling to a martensite structure, and the Ae1 transformation point or lower. A second step of nitriding or soft nitriding at a temperature of 5 ° C., a third step of heating to 780 to 880 ° C. in the austenite temperature range, quenching after plastic working, and a fourth step of tempering. It is characterized by that.
請求項3に係る発明は、請求項1において、前記熱処理が、素材を800〜1000°Cに加熱し、オーステナイト化した後、急冷によりマルテンサイト組織とする第1の工程と、Ae1変態点以下の温度で窒化又は軟窒化処理する第2の工程と、オーステナイト温度域の780〜880°Cに加熱し、焼入れする第3の工程と、焼戻しする第4の工程とを具備することを特徴とする。 The invention according to claim 3 is the first step according to claim 1, wherein the heat treatment is performed by heating the material to 800 to 1000 ° C. to austenite, and then rapidly marring to a martensite structure, and the Ae1 transformation point or less. A second step of nitriding or soft nitriding at a temperature of 5 ° C, a third step of heating and quenching at 780 to 880 ° C in the austenite temperature range, and a fourth step of tempering. To do.
本発明によれば、内方部材、外方部材及び転動体の内の少なくとも一つの素材をC含有量:0.5重量%以上の高炭素軸受鋼とし、且つ完成品転動面表面層の旧オーステナイト平均結晶粒径を3μm以下、前記表面層の窒素(N)濃度を0.3重量%以上、炭素(C)濃度と窒素(N)濃度との比をC/N=1.10以下とすることにより、熱処理完了後の旧オーステナイト粒径を微細化して材料強度を高めると共に基地組織を強化し、これにより、転動疲労寿命の延長を可能にする。 According to the present invention, at least one of the inner member, the outer member, and the rolling element is a high carbon bearing steel having a C content of 0.5% by weight or more, and the finished product rolling surface surface layer is formed. The prior austenite average crystal grain size is 3 μm or less, the nitrogen (N) concentration of the surface layer is 0.3 wt% or more, and the ratio of carbon (C) concentration to nitrogen (N) concentration is C / N = 1.10 or less. As a result, the grain size of the prior austenite after the completion of the heat treatment is refined to increase the material strength and strengthen the matrix structure, thereby enabling the rolling fatigue life to be extended.
以下、本発明の実施の形態の一例を図を参照して説明する。図1は本発明の第1の実施の形態である転がり軸受の熱処理工程を説明するための説明図、図2は結晶粒径と寿命比との関係を示すグラフ図、図3は実施例2の走査型電子顕微鏡による金属組織の写真、図4は比較例5の走査型電子顕微鏡による金属組織の写真、図5は窒素濃度と結晶粒径との関係を示すグラフ図、図6は塑性加工率と結晶粒径との関係を示すグラフ図、図7は本発明の第2の実施の形態である転がり軸受の熱処理工程を説明するための説明図、図8は結晶粒径と寿命比との関係を示すグラフ図、図9は窒素濃度と結晶粒径との関係を示すグラフ図、図10は硬さとN/Cとの関係を示すグラフ図、図11は寿命比とN/Cとの関係を示すグラフ図である。 Hereinafter, an example of an embodiment of the present invention will be described with reference to the drawings. FIG. 1 is an explanatory diagram for explaining a heat treatment process of a rolling bearing according to the first embodiment of the present invention, FIG. 2 is a graph showing the relationship between the crystal grain size and the life ratio, and FIG. 4 is a photograph of the metal structure by a scanning electron microscope, FIG. 4 is a photograph of the metal structure by a scanning electron microscope of Comparative Example 5, FIG. 5 is a graph showing the relationship between nitrogen concentration and crystal grain size, and FIG. FIG. 7 is an explanatory diagram for explaining the heat treatment process of the rolling bearing according to the second embodiment of the present invention, and FIG. 8 is a graph showing the relationship between the crystal grain size and the life ratio. FIG. 9 is a graph showing the relationship between nitrogen concentration and crystal grain size, FIG. 10 is a graph showing the relationship between hardness and N / C, and FIG. 11 is the life ratio and N / C. It is a graph which shows the relationship.
本発明の第1の実施の形態では、一般的に転がり軸受に使用される高炭素クロム鋼SUJ2に代表される高炭素鋼の結晶粒径を、通常の焼入れ、焼戻し処理を施した場合よりも微細にすることによって、転がり疲労特性を改善する。
本発明の第1の実施の形態における結晶粒の微細化の方法の第1の特徴は、オーステナイト化時にオ一ステナイト粒の核の発生箇所を増やすため、窒化物および炭窒化物を利用することである。通常、軸受鋼においては、窒素含有量を高める方法として浸炭窒化処理が施されるが、浸炭窒化は800〜900°Cで行なわれ、窒素の供給ガスであるNH3 が分解してしまうため、窒素濃度を効果的に高くすることができない。
In the first embodiment of the present invention, the crystal grain size of high carbon steel typified by high carbon chrome steel SUJ2 generally used for rolling bearings is set to be higher than that obtained when normal quenching and tempering treatments are performed. By reducing the size, rolling fatigue characteristics are improved.
The first feature of the grain refinement method according to the first embodiment of the present invention is to use nitrides and carbonitrides in order to increase the number of generation sites of austenite grains during austenitization. It is. Usually, in bearing steel, carbonitriding is performed as a method for increasing the nitrogen content, but carbonitriding is performed at 800 to 900 ° C., and NH 3 that is a supply gas of nitrogen is decomposed. The nitrogen concentration cannot be increased effectively.
これに対し、この実施の形態では、より窒素濃度を高める方法として窒化又は軟窒化処理に着目した。窒化又は軟窒化処理は、500〜600°Cで実施され、窒素濃度を効果的に高めることができ、浸炭窒化した場合よりも、オーステナイト化時の再結晶の核発生箇所となる窒化物および炭窒化物量を著しく増加させることができる。
また、第2の特徴としては、窒化又は軟窒化処理後にオーステナイト温度域で塑性加工を施し、オ一ステナイトの再結晶を利用して、微細化を促進させる点である。
On the other hand, in this embodiment, attention is paid to nitriding or soft nitriding as a method for further increasing the nitrogen concentration. The nitriding or soft nitriding treatment is performed at 500 to 600 ° C., can effectively increase the nitrogen concentration, and nitrides and charcoal that serve as nucleation sites for recrystallization during austenitizing than when carbonitriding. The amount of nitride can be significantly increased.
A second feature is that after nitriding or soft nitriding, plastic working is performed in the austenite temperature range, and recrystallization of austenite is used to promote miniaturization.
即ち、本発明の第1の実施の形態である転がり軸受は、内輪(内方部材)、外輪(外方部材)及び転動体の内の少なくとも一つの素材をC含有量:0.5重量%以上の高炭素軸受鋼とし、且つ熱処理時に窒化又は軟窒化処理及び塑性加工を行うことで、完成品転動面表面層の旧オーステナイト平均結晶粒径を3μm以下、前記表面層の窒素濃度を0.3重量%以上とすることにより、熱処理完了後の旧オーステナイト粒径を微細化して材料強度を高めると共に基地組織を強化し、これにより、転動疲労寿命の延長を可能にする。 That is, in the rolling bearing according to the first embodiment of the present invention, at least one material of the inner ring (inner member), the outer ring (outer member), and the rolling element contains C content: 0.5% by weight. By using the above high carbon bearing steel and performing nitriding or soft nitriding treatment and plastic working at the time of heat treatment, the old austenite average crystal grain size of the finished rolling surface surface layer is 3 μm or less, and the nitrogen concentration of the surface layer is 0 By setting the content to 3% by weight or more, the grain size of the prior austenite after the heat treatment is refined to increase the material strength and strengthen the base structure, thereby making it possible to extend the rolling fatigue life.
そして、前記熱処理が、図1に示すように、素材を800°〜1000°Cで20〜60分に加熱し、オーステナイト化した後、急冷によりマルテンサイト組織とする第1の工程と、Ae1変態点以下、例えば500〜600°Cで3〜48時間の窒化又は軟窒化処理を施す第2の工程と、オーステナイト温度域の780〜880°Cで10〜30分加熱し、加工率25〜50%で塑性加工後、焼入れする第3の工程と、焼戻しする第4の工程とを具備することで、完成品転動面表面層の旧オーステナイト平均結晶粒径を3μm以下、前記表面層の窒素濃度を0.3重量%以上とすることを可能とする。 Then, as shown in FIG. 1, the heat treatment is performed by heating the material at 800 ° to 1000 ° C. for 20 to 60 minutes to form austenite, and then rapidly cooling to form a martensite structure, and the Ae1 transformation The second step of nitriding or soft nitriding for 3 to 48 hours, for example, at 500 to 600 ° C. below the point, and heating at 780 to 880 ° C. in the austenite temperature range for 10 to 30 minutes, processing rate 25 to 50 % Of the prior austenite average crystal grain size of the finished product rolling surface layer is 3 μm or less, and the nitrogen of the surface layer is provided with a third step of quenching after plastic working at 4% and a fourth step of tempering. The concentration can be 0.3% by weight or more.
次に、各工程について詳述する。
(第1の工程)
第1の工程は、前処理としての焼入れ処理であり、マルテンサイト組織とする工程である。焼入れ温度は、800〜1000°Cの範囲内で20〜60分行い、マルテンサイトと残留オーステナイトおよびセメンタイトの3相組織とするか、通常の軸受鋼の標準焼入れ温度である830〜850°Cよりも高い900〜1000°Cで焼入れをすることによって、球状化セメンタイトを消失させてもよい。
Next, each step will be described in detail.
(First step)
A 1st process is a hardening process as a pre-processing, and is a process made into a martensitic structure. The quenching temperature is in the range of 800 to 1000 ° C. for 20 to 60 minutes, and it has a three-phase structure of martensite, retained austenite and cementite, or from 830 to 850 ° C. which is the standard quenching temperature of ordinary bearing steel Alternatively, the spheroidized cementite may be eliminated by quenching at a high 900 to 1000 ° C.
(第2の工程)
第2の工程は窒化又は軟窒化処理工程であり、Ae1変態点以下、例えば500〜600°Cで3〜48時間実施する。この工程では、鉄と窒素が反応して、窒素濃度に応じてFe4 N、Fe3 N、Fe2 Nの鉄窒化物が形成される。窒化又は軟窒化処理によって、浸炭窒化処理では得ることができない最大15重量%程度の高濃度の窒素を富化することができ、非常に微細な窒化物、或いは炭窒化物が多量に形成される。この微細な窒化物或いは炭窒化物は、次の第3の工程でのオ―ステナイト粒の核発生箇所となり、微細化が促進する。
(Second step)
The second step is a nitriding or soft nitriding treatment step, which is performed at or below the Ae1 transformation point, for example, 500 to 600 ° C. for 3 to 48 hours. In this step, iron and nitrogen react to form iron nitride of Fe 4 N, Fe 3 N, and Fe 2 N depending on the nitrogen concentration. Nitriding or soft nitriding can enrich nitrogen at a concentration as high as about 15% by weight that cannot be obtained by carbonitriding, and a very large amount of very fine nitride or carbonitride is formed. . The fine nitrides or carbonitrides serve as nucleation sites for austenite grains in the next third step and promote miniaturization.
窒化又は軟窒化処理完了時の窒素濃度については、0.5重量%以上にすることによって、結晶粒の微細化に有効な微細な窒化物或いは炭窒化物が形成される。
軸受鋼は、通常、球状化焼鈍材が標準的に使用されるが、球状化焼鈍材に窒化又は軟窒化処理を施した場合には、結晶粒の微細化は進行しない。これは、球状化焼鈍材は、フェライトと球状化セメンタイトの2相であるが、SUJ2に代表される軸受鋼のような低合金鋼の球状化焼鈍材に窒化又は軟窒化処理を施した場合は、形成される窒化物は、所謂、白層と言われ、表面に層状に形成されてしまうため、結晶粒の微細化に有効な微細な窒化物、炭窒化物が形成されないためである。従って、この実施の形態では、第1の工程で述べたように、窒化又は軟窒化処理を施す前段階としての組織の状態は、マルテンサイトを基本的な構成相とするのが必須である。
By setting the nitrogen concentration at the completion of nitriding or soft nitriding to 0.5% by weight or more, fine nitride or carbonitride effective for refining crystal grains is formed.
As the bearing steel, a spheroidized annealed material is usually used as a standard, but when the spheroidized annealed material is subjected to nitriding or soft nitriding treatment, refinement of crystal grains does not proceed. This is because the spheroidized annealed material has two phases of ferrite and spheroidized cementite, but when spheroidized annealed material of low alloy steel such as bearing steel represented by SUJ2 is subjected to nitriding or soft nitriding treatment This is because the nitride formed is called a so-called white layer and is formed in a layer on the surface, so that fine nitride and carbonitride effective for refining crystal grains are not formed. Therefore, in this embodiment, as described in the first step, it is essential that the state of the structure as the previous stage of performing nitriding or soft nitriding is martensite as a basic constituent phase.
(第3の工程)
第3の工程は、オ―ステナイト化とオーステナイト域での塑性加工工程で、実質的な結晶粒の微細化工程に相当し、A1変態点よりも高温の780〜880°C、より好ましくは780〜840°Cで行われる。オーステナイト温度域での塑性加工の方法としては、ローリングミルによるローリング成形、熱間鍛造が挙げられる。
第2の工程で析出した微細な窒化物を核として、オーステナイト粒が形成されるので、球状化焼鈍材をオ一ステナイト化した場合よりも、著しく結晶粒の微細化が進行する。オーステナイト化するだけでも、結晶粒の微細化は進行するが、更に微細化を促進させる工程として、塑性加工を実施する。
(Third step)
The third step is an austenitization and plastic working step in the austenite region, which corresponds to a substantial refinement step of crystal grains, and is 780 to 880 ° C., more preferably 780, higher than the A1 transformation point. Performed at ˜840 ° C. Examples of the plastic working method in the austenite temperature range include rolling forming by a rolling mill and hot forging.
Since the austenite grains are formed with the fine nitrides precipitated in the second step as nuclei, the crystal grains are remarkably made finer than when the spheroidized annealing material is austenitized. Even if austenite is used alone, crystal grain refinement progresses, but plastic working is performed as a step for further promoting refinement.
この塑性加工によって、オーステナイト粒が変形して加工歪が導入され、この歪エネルギーによって再結晶が起こる。塑性加工の終了温度をオーステナイトの再結晶温度にすることによって、加工歪の導入直後から、再結晶が進行して、新しいオーステナイト粒が形成されて結晶粒の微細化が進行する。オーステナイトの再結晶は、短時間で完了するので、塑性加工後、直ちに焼入れすることによって、旧オーステナイト粒が微細なマルテンサイト組織を得ることができる。 By this plastic working, austenite grains are deformed to introduce work strain, and recrystallization occurs due to this strain energy. By setting the end temperature of the plastic working to the recrystallization temperature of austenite, recrystallization proceeds immediately after the introduction of working strain, new austenite grains are formed, and refinement of crystal grains proceeds. Since recrystallization of austenite is completed in a short time, a martensitic structure with fine prior austenite grains can be obtained by quenching immediately after plastic working.
オーステナイト化温度は、窒化又は軟窒化温度よりも高い温度なので、第3の工程の加熱保持段階では、表面の窒素の内部への拡散が進行して表面の窒素濃度は窒化又は軟窒化処理完了後より低下する。詳細は後述するが、オーステナイト温度域での塑性加工完了時に0.3重量%以上の窒素濃度を保つことができれば、オーステナイト加熱時に、オーステナイト結晶粒の成長を抑制する窒化物、炭窒化物を残存させることができるので、結晶粒径を微細に保つことが可能である。
第3の工程による焼入れ後、第4の工程の焼戻し処理(160〜240°C、より好ましくは160〜180°C)を行い、研削加工を施して軸受として用いる。
Since the austenitizing temperature is higher than the nitriding or soft nitriding temperature, the diffusion of the surface nitrogen into the interior proceeds in the heating and holding stage of the third step, and the surface nitrogen concentration becomes after the completion of the nitriding or soft nitriding treatment. It will be lower. Although details will be described later, if a nitrogen concentration of 0.3% by weight or more can be maintained at the completion of plastic working in the austenite temperature range, nitride and carbonitride that suppress the growth of austenite crystal grains remain during austenite heating. Therefore, the crystal grain size can be kept fine.
After quenching in the third step, the fourth step is tempered (160 to 240 ° C., more preferably 160 to 180 ° C.), subjected to grinding, and used as a bearing.
以上の第1〜第4の工程を経ることによって、球状化焼鈍材を出発素材とした通常の焼入れ、焼戻し処理では、結晶粒径が15〜20μm程度のマルテンサイト組織であるが、この実施の形態では、結晶粒径を3μm以下に微細化することが可能となり、結晶粒の微細化によって、材料強度が向上して寿命が延長する。
また、熱処理完了時の表面の窒素濃度が0.3重量%以上とされているため、基地組織が強化されて、結晶粒の微細化のみの場合よりも寿命延長効果が大きくなり、異物混入潤滑下でも長寿命化が可能となる。
By passing through the above first to fourth steps, a normal quenching and tempering treatment using a spheroidized annealing material as a starting material is a martensitic structure having a crystal grain size of about 15 to 20 μm. In the form, the crystal grain size can be reduced to 3 μm or less, and the material strength is improved and the life is extended by the refinement of the crystal grains.
In addition, since the surface nitrogen concentration at the time of completion of heat treatment is 0.3% by weight or more, the base structure is strengthened, and the effect of extending the life is greater than in the case of crystal grain refinement alone. Longer service life is possible even underneath.
次に、図7を参照して、本発明の第2の実施の形態である転がり軸受の熱処理工程について説明する。
本発明の第2の実施の形態では、上記第1の実施の形態と同様に、一般的に転がり軸受に使用される高炭素クロム鋼SUJ2に代表される高炭素鋼の結晶粒を、通常の焼入れ、焼戻し処理を施した場合よりも微細にすることによって、転がり疲労特性を改善する。
この実施の形態における結晶粒の微細化の方法の第1の特徴は、上記第1の実施の形態と同様に、オーステナイト化時にオーステナイト粒の核の発生箇所を増やすため、窒化物および炭窒化物を利用する。通常、軸受鋼においては、窒素含有量を高める方法として浸炭窒化処理が施されるが、浸炭窒化は800〜900°Cで行なわれ、窒素の供給ガスであるNH3 が分解してしまうため、窒素濃度を効果的に高くすることができない。
Next, with reference to FIG. 7, the heat processing process of the rolling bearing which is the 2nd Embodiment of this invention is demonstrated.
In the second embodiment of the present invention, as in the first embodiment, the crystal grains of the high carbon steel represented by the high carbon chromium steel SUJ2 that is generally used for rolling bearings are used. Rolling fatigue characteristics are improved by making it finer than when quenching and tempering.
The first feature of the crystal grain refining method in this embodiment is that, as in the first embodiment, nitrides and carbonitrides are used to increase the number of austenite grain nuclei during austenitization. Is used. Normally, in bearing steel, carbonitriding is performed as a method for increasing the nitrogen content, but carbonitriding is performed at 800 to 900 ° C., and NH 3 that is a supply gas of nitrogen is decomposed. The nitrogen concentration cannot be increased effectively.
これに対し、この実施の形態では、より窒素濃度を高める方法として窒化又は軟窒化処理に着目した。窒化又は軟窒化処理は、Ae1変態点の温度以下の例えば500〜600°Cで実施され、窒素濃度を数重量%に高めることができ、浸炭窒化した場合よりも、オーステナイト化時の再結晶の核発生箇所となる窒化物および炭窒化物量を著しく増加することができる。これらの窒化物および炭窒化物が結晶粒の成長を抑制するため、微細な結晶粒が生成すると考えられる。 On the other hand, in this embodiment, attention is paid to nitriding or soft nitriding as a method for further increasing the nitrogen concentration. The nitriding or soft nitriding treatment is performed at a temperature of, for example, 500 to 600 ° C. below the temperature of the Ae1 transformation point, and the nitrogen concentration can be increased to several weight%. The amount of nitrides and carbonitrides that become nucleation sites can be remarkably increased. Since these nitrides and carbonitrides suppress the growth of crystal grains, it is considered that fine crystal grains are generated.
また、第2の特徴として、焼入れ後の窒化又は軟窒化処理後に、再度焼入れ工程を経て、焼戻し工程を経る。
即ち、本発明の第2の実施の形態である転がり軸受は、内輪(内方部材)、外輪(外方部材)及び転動体の内の少なくとも一つの素材をC含有量:0.5重量%以上の高炭素軸受鋼とし、且つ熱処理時に焼入れ後の窒化又は軟窒化処理及び再焼入れ処理を行うことで、完成品転動面表面層の旧オーステナイト平均結晶粒径を3μm以下、前記表面層の窒素濃度を0.3重量%以上とすることにより、熱処理完了後の旧オーステナイト粒径を微細化して材料強度を高めると共に基地組織を強化し、これにより、転動疲労寿命の延長を可能にする。
Further, as a second feature, after nitriding or soft nitriding after quenching, a tempering process is performed again through a quenching process.
That is, in the rolling bearing according to the second embodiment of the present invention, at least one material of the inner ring (inner member), the outer ring (outer member), and the rolling element contains C content: 0.5% by weight. By using the above high carbon bearing steel and performing nitriding or soft nitriding treatment and re-quenching treatment after quenching during the heat treatment, the old austenite average crystal grain size of the finished rolling surface surface layer is 3 μm or less, By making the nitrogen concentration 0.3% by weight or more, the grain size of the prior austenite after heat treatment is refined to increase the material strength and strengthen the base structure, thereby enabling the rolling fatigue life to be extended. .
そして、前記熱処理が、図7に示すように、素材を800°〜1000°Cで20〜60分に加熱し、オーステナイト化した後、急冷によりマルテンサイト組織とする第1の工程と、Ae1変態点温度以下の例えば500〜600°Cで3〜48時間の窒化又は軟窒化処理を施す第2の工程と、オーステナイト温度域の780〜880°C、より好ましくは780〜840°Cで10〜30分加熱し、焼入れする第3の工程と、焼戻しする第4の工程とを具備することで、加工装置を用いることなく、完成品転動面表面層の旧オーステナイト平均結晶粒径を3μm以下、前記表面層の窒素濃度を0.3重量%以上とすることを可能とする。 Then, as shown in FIG. 7, the heat treatment is performed by heating the material at 800 ° to 1000 ° C. for 20 to 60 minutes to form austenite, and then rapidly cooling to form a martensite structure, and the Ae1 transformation A second step of performing nitriding or soft nitriding for 3 to 48 hours, for example, at 500 to 600 ° C. below the point temperature, and 10 to 10 at 780 to 840 ° C. in the austenite temperature range, more preferably 780 to 840 ° C. By providing the third step of heating and quenching for 30 minutes and the fourth step of tempering, the prior austenite average crystal grain size of the finished product rolling surface surface layer is 3 μm or less without using a processing device. The nitrogen concentration of the surface layer can be 0.3% by weight or more.
次に、各工程について詳述する。
(第1の工程)
第1の工程は、前処理としての焼入れ処理であり、マルテンサイト組織とする工程である。焼入れ温度は、800〜1000°Cの範囲内で20〜60分行なわれ、マルテンサイトと残留オーステナイトおよびセメンタイトの3相組織とするか、通常の軸受鋼の標準焼入れ温度である830〜850°Cよりも高い900〜950°Cで焼入れをすることによって、球状化セメンタイトを消失させてもよい。
Next, each step will be described in detail.
(First step)
A 1st process is a hardening process as a pre-processing, and is a process made into a martensitic structure. The quenching temperature is in the range of 800 to 1000 ° C. for 20 to 60 minutes, and has a three-phase structure of martensite, retained austenite and cementite, or 830 to 850 ° C., which is a standard quenching temperature of ordinary bearing steel. The spheroidized cementite may be eliminated by quenching at a higher temperature of 900 to 950 ° C.
(第2の工程)
第2の工程は、所謂、窒化又は軟窒化処理工程であり、Ae1変態点以下、例えば500〜600°Cで3〜48時間実施する。この工程では、鉄と窒素が反応して、窒素濃度に応じて表面には、Fe4 N、Fe3 N、Fe2 Nの鉄窒化物が形成される。窒化又は軟窒化処理によって、浸炭窒化処理では得ることができない最大15重量%程度の高濃度の窒素を富化することができ、非常に微細な窒化物或いは、炭窒化物が多量に形成される。この微細な窒化物或いは炭窒化物は、次の第3の工程でのオーステナイト粒の核発生箇所となり、微細化が促進する。
(Second step)
The second step is a so-called nitriding or soft nitriding treatment step, which is performed at the Ae1 transformation point or lower, for example, at 500 to 600 ° C. for 3 to 48 hours. In this step, iron and nitrogen react, and iron nitrides of Fe 4 N, Fe 3 N, and Fe 2 N are formed on the surface according to the nitrogen concentration. Nitriding or soft nitriding can enrich nitrogen at a high concentration of up to about 15% by weight that cannot be obtained by carbonitriding, and a very large amount of very fine nitride or carbonitride is formed. . This fine nitride or carbonitride serves as a nucleation site for austenite grains in the next third step and promotes miniaturization.
窒化又は軟窒化完了時の窒素濃度については、少なくとも0.3重量%以上(望ましくは0.5重量%以上)にすることによって、結晶粒の微細化に有効な微細な窒化物或いは炭窒化物が形成される。
軸受鋼は、通常、球状化焼鈍材が標準的に使用されるが、球状化焼鈍材に窒化又は軟窒化処理を施した場合には、焼入れ材に比べて微細化が進行しにくい。これは、炭素の生成状態が窒素の拡散と窒化物及び炭窒化物の生成に大きく関与している結果であると考えられる。
The nitrogen concentration at the time of completion of nitriding or soft nitriding is at least 0.3 wt% or more (preferably 0.5 wt% or more), so that fine nitride or carbonitride effective for refining crystal grains Is formed.
As the bearing steel, a spheroidized annealing material is normally used as a standard. However, when the spheroidizing annealed material is subjected to nitriding or soft nitriding treatment, miniaturization is difficult to proceed as compared with the quenched material. This is considered to be a result of the carbon generation state being largely involved in the diffusion of nitrogen and the generation of nitrides and carbonitrides.
(第3の工程)
第3の工程は、オ一ステナイト域からの焼入れ処理で、実質、結晶粒の微細化工程に相当し、A1変態点よりも高温の780〜880°C、より好ましくは780〜840°Cで行われる。
第2の工程で析出した微細な窒化物を核として、オーステナイト粒が形成されるので、球状化焼鈍材をオーステナイト化した場合よりも、著しく微細化が進行する。
オーステナイト化温度は、窒化又は軟窒化温度よりも高い温度なので、第3の工程での加熱保持段階では、表面の窒素の内部への拡散が進行するので、表面の窒素濃度は、窒化又は軟窒化完了後より低下する。詳細は後述するが、オーステナイト温度域で0.3重量%以上の窒素濃度を保つことができれば、オーステナイト加熱時に、オーステナイト結晶粒の成長を抑制する窒化物、炭窒化物を残存させることができるので、結晶粒径を微細に保つことが可能である。
(Third step)
The third step is a quenching treatment from the austenite region, which substantially corresponds to a crystal grain refining step, and is 780 to 880 ° C, more preferably 780 to 840 ° C, higher than the A1 transformation point. Done.
Since austenite grains are formed with the fine nitrides precipitated in the second step as nuclei, the refining progresses remarkably compared to the case where the spheroidized annealing material is austenitized.
Since the austenitizing temperature is higher than the nitriding or soft nitriding temperature, in the heating and holding stage in the third step, diffusion of surface nitrogen into the interior proceeds, so the surface nitrogen concentration is nitriding or soft nitriding. Lower than after completion. Although details will be described later, if a nitrogen concentration of 0.3% by weight or more can be maintained in the austenite temperature range, nitride and carbonitride that suppress the growth of austenite crystal grains can be left at the time of austenite heating. It is possible to keep the crystal grain size fine.
第3の工程後、第4の工程である焼戻し処理(160〜240°C、より好ましくは160〜180°C)を行い、研削加工を施して、軸受として用いる。
球状化焼鈍材を出発素材とした通常の焼入れ処理では、結晶粒径が15〜20μm程度のマルテンサイト組織であるが、以上の第1の工程〜第4の工程を経ることによって、加工装置を用いることなく、熱処理のみで完成品転動面表面層の結晶粒を3μm以下に微細化することが可能となり、結晶粒の微細化によって、材料強度が向上して寿命が延長する。
After the third step, a tempering process (160 to 240 ° C., more preferably 160 to 180 ° C.), which is the fourth step, is performed, subjected to grinding, and used as a bearing.
In a normal quenching process using a spheroidized annealing material as a starting material, the crystal grain size is a martensite structure of about 15 to 20 μm. By passing through the first to fourth steps described above, the processing apparatus is Without using it, it becomes possible to refine the crystal grains of the surface layer of the finished product rolling surface to 3 μm or less only by heat treatment, and the refinement of the crystal grains improves the material strength and extends the life.
また、前記表面層の窒素濃度が0.3重量%以上とされているので、基地組織が強化されており、微細化のみの場合よりも寿命延長効果が大きく、異物混入潤滑下でも長寿命化が可能である。
図10に上記各実施の形態における前記熱処理後の前記表面層の窒素(N)濃度(重量%)と炭素(C)濃度(重量%)との比=N/Cと硬さとの関係を示す。
図から明らかなように、N/Cが1.10を超える場合は、窒素の拡散領域において炭素濃度が低下するため、硬さが低下し、その結果として転動寿命が低下するのが判る。N/Cが1.10以下の範囲、より好ましくはN/Cが0.3〜1.10の範囲では窒素は固溶強化が顕著であり、転動寿命は向上するのが判る。
In addition, since the nitrogen concentration in the surface layer is 0.3% by weight or more, the base structure is strengthened, the effect of extending the life is greater than in the case of only miniaturization, and the life is extended even under the contamination with foreign matter. Is possible.
FIG. 10 shows the relationship between the nitrogen (N) concentration (wt%) and the carbon (C) concentration (wt%) of the surface layer after the heat treatment in each of the above embodiments = N / C and hardness. .
As is apparent from the figure, when N / C exceeds 1.10, the carbon concentration decreases in the diffusion region of nitrogen, so that the hardness decreases, and as a result, the rolling life decreases. It can be seen that when N / C is in the range of 1.10 or less, more preferably in the range of N / C in the range of 0.3 to 1.10, the solid solution strengthening is significant and the rolling life is improved.
なお、上記各実施の形態での軸受形式は限定されるものではなく、玉軸受、アンギュラ玉軸受、円筒ころ軸受、円すいころ軸受、自動調心ころ軸受等の転がり軸受や他の転動装置にも適用でき、いずれの場合も同様の作用効果が得られる。
また、上記各実施の形態では、例えば表面から0.1mmまでを表面層としているが、例えば表面から0.5mmまでの深さを表面層とし、結晶粒径、窒素濃度、炭素濃度と窒素濃度との比が前記の範囲であることが、より好ましい。
In addition, the bearing type in each of the above embodiments is not limited, and is applicable to rolling bearings such as ball bearings, angular ball bearings, cylindrical roller bearings, tapered roller bearings, and self-aligning roller bearings and other rolling devices. Can be applied, and the same effects can be obtained in any case.
In each of the above embodiments, for example, the surface layer is 0.1 mm from the surface, but for example, the depth from the surface to 0.5 mm is the surface layer, and the crystal grain size, nitrogen concentration, carbon concentration, and nitrogen concentration It is more preferable that the ratio to is in the above range.
(第1の実施例:第1の実施の形態に対応)
本発明の効果を確認するために、以下の実験を行った。
高炭素クロム鋼SUJ2を用いて、試験片を作製した。出発素材は、球状化焼鈍材であり、窒化処理後の表面窒素濃度は0.5〜12重量%の範囲であった。各試験片の熱処理工程を表1に示す。熱処理後、研削を行った。
(First Example: Corresponding to the first embodiment)
In order to confirm the effect of the present invention, the following experiment was conducted.
A test piece was prepared using high-carbon chromium steel SUJ2. The starting material was a spheroidized annealing material, and the surface nitrogen concentration after nitriding was in the range of 0.5 to 12% by weight. Table 1 shows the heat treatment process of each specimen. After the heat treatment, grinding was performed.
これらの試験片について、スラスト寿命試験を行った。寿命試験には森式スラスト転がリ寿命試験機を用いた。試験条件は次の通りである。
(寿命試験条件)
荷重 :4900MPa
回転数:300min-1
潤滑油:♯68タービン油
混入異物
組成 :Fe3 C系粉
硬さ :HRC52
粒径 :74〜147μm
混入量:潤滑油中に300ppm
寿命は、各試験片をそれぞれn=10試験して、フレーキングが発生した時点までの累積応力繰り返し回数(寿命)を調査してワイブルプロットを作成し、各ワイブル分布の結果から各々のL10寿命を求めた。
These test pieces were subjected to a thrust life test. For the life test, Mori-type Thrust Roller used a life tester. The test conditions are as follows.
(Life test conditions)
Load: 4900 MPa
Rotational speed: 300min -1
Lubricating oil: # 68 Turbine oil Foreign matter Composition: Fe 3 C powder Hardness: HRC52
Particle size: 74-147 μm
Inclusion amount: 300ppm in lubricating oil
Each test piece is tested for n = 10, and the number of repeated stress cycles (life) until flaking occurs is investigated to create a Weibull plot. From the results of each Weibull distribution, each L 10 Lifetime was sought.
各試験片の完成品転動面表面層の結晶粒径(旧オーステナイト粒径)は、塩化第二鉄と塩酸の混合溶液でエッチングして旧オーステナイト粒界のみを現出させ、走査型電子顕微鏡で2000〜10000倍で撮影した写真を用いて結晶粒径を切片法で測定し、平均化した。前記表面層の窒素濃度の測定は、電子線マイクロアナライザー(EPMA)を用いた。 The crystal grain size (former austenite grain size) of the finished product rolling surface of each test piece is etched with a mixed solution of ferric chloride and hydrochloric acid to reveal only the prior austenite grain boundary, and a scanning electron microscope The crystal grain size was measured by the intercept method using the photographs taken at a magnification of 2000 to 10,000 times and averaged. The nitrogen concentration in the surface layer was measured using an electron beam microanalyzer (EPMA).
試験結果を表1に併せて示す。表1中の寿命比は比較例5の通常焼入れ,焼戻しのL10寿命を1とし、その比率で示してある。
表1から判るように、本発明の実施例1〜7は、本発明の熱処理工程を実施することによって、いずれも前記表面層の窒素濃度が0.3重量%以上で、且つ結晶粒径(旧オーステナイト粒径)が3μm以下に微細化されており、異物混入潤滑下での寿命延長効果は明らかである。図2に結晶粒径と寿命比との関係を示す。図2から結晶粒径が3μm以下で寿命比が向上することが判る。また、一例として図3に本発明の実施例2の走査型電子顕微鏡による金属組織を、図4に比較例5の走査型電子顕微鏡による金属組織をそれぞれ示す。
The test results are also shown in Table 1. The life ratio in Table 1 is indicated by the ratio of L 10 life of normal quenching and tempering in Comparative Example 5 as 1.
As can be seen from Table 1, in Examples 1 to 7 of the present invention, the nitrogen concentration of the surface layer is 0.3% by weight or more and the crystal grain size ( The prior austenite grain size) is refined to 3 μm or less, and the effect of extending the life under the contamination with foreign matters is clear. FIG. 2 shows the relationship between the crystal grain size and the life ratio. FIG. 2 shows that the life ratio is improved when the crystal grain size is 3 μm or less. As an example, FIG. 3 shows a metal structure by a scanning electron microscope of Example 2 of the present invention, and FIG. 4 shows a metal structure by a scanning electron microscope of Comparative Example 5.
図5は、本発明の実施例1〜7および比較例3について、前記表面層の窒素濃度と結晶粒径との関係を整理したもので、図から前記表面層の窒素濃度が0.3重量%未満になると、結晶粒径が本発明の上限値である3μmよりも大きくなっているのが判る。これは、前記表面層の窒素濃度が0.3重量%未満では、オーステナイト化時の結晶粒の成長を抑える窒化物および炭窒化物の存在割合が少なくなり、ピン止め効果が小さくなったためである。 FIG. 5 shows the relationship between the nitrogen concentration of the surface layer and the crystal grain size in Examples 1 to 7 and Comparative Example 3 of the present invention. From the figure, the nitrogen concentration of the surface layer is 0.3 weight. When it is less than%, it can be seen that the crystal grain size is larger than the upper limit of 3 μm of the present invention. This is because when the nitrogen concentration of the surface layer is less than 0.3% by weight, the abundance ratio of nitride and carbonitride that suppress the growth of crystal grains during austenitization is reduced, and the pinning effect is reduced. .
以上の結果より、本発明では、前記表面層の窒素濃度を0.3重量%以上で、且つ旧オーステナイトの平均結晶粒径を3μm以下とする。
比較例1は、第1の工程の焼入れ工程を施さない場合であり、結晶粒の微細化が十分進行しておらず、寿命延長効果が小さい。これは、上述したように、窒化処理の前にマルテンサイト組織としないと、オーステナイト結晶粒の核発生箇所となる微細な窒化物や炭窒化物が得られないためである。
From the above results, in the present invention, the nitrogen concentration of the surface layer is 0.3% by weight or more, and the average crystal grain size of prior austenite is 3 μm or less.
Comparative Example 1 is a case where the quenching step of the first step is not performed, and the refinement of crystal grains is not sufficiently advanced, and the life extension effect is small. This is because, as described above, if the martensite structure is not used before the nitriding treatment, fine nitrides and carbonitrides that become nucleation sites of austenite crystal grains cannot be obtained.
比較例2は、第3の工程におけるオーステナイト温度域での塑性加工率が25%未満の場合であり、結晶粒の微細化に必要な加工歪が得られないので、結晶粒径が3μmを超えている。
図6にオーステナイト温度域での塑性加工率と結晶粒径との関係を示すが、図から結晶粒径を寿命延長効果のある3μm以下にするには、25%以上の加工率で塑性加工を加える必要があることが判る。また、安定的に微細な結晶粒を得る場合は、30%以上の加工度とする。
Comparative Example 2 is a case where the plastic working rate in the austenite temperature range in the third step is less than 25%, and the processing strain necessary for the refinement of crystal grains cannot be obtained, so the crystal grain size exceeds 3 μm. ing.
FIG. 6 shows the relationship between the plastic working rate and the crystal grain size in the austenite temperature range. From the figure, in order to reduce the crystal grain size to 3 μm or less, which has the effect of extending the life, plastic working is performed at a working rate of 25% or more. It turns out that it needs to be added. Moreover, when obtaining a fine crystal grain stably, it is set as 30% or more of workability.
なお、塑性加工の加工率が大きくなると、結晶粒の微細化は比例的に進行するが、肉厚比で50%を超えるような加工度で加工を加えても、微細化の程度は小さくなり、また、大加工を加えるには、装置が大型化してコストアップとなる。したがって、本発明では、オ―ステナイト温度域での塑性加工の加工率は25〜50%とし、低コストで安定した製造ができる範囲としては、30%〜50%とする。 As the processing rate of plastic processing increases, the refinement of crystal grains progresses proportionally, but even if processing is performed at a processing degree exceeding 50% in thickness ratio, the degree of miniaturization decreases. Moreover, in order to add large processing, the apparatus becomes large and the cost increases. Therefore, in the present invention, the rate of plastic working in the austenite temperature range is 25 to 50%, and the range that can be stably manufactured at low cost is 30 to 50%.
比較例4は、第1の工程および第2の工程の工程を施さず、素材をオーステナイト化後、塑性加工を施したのみの場合であるが、微細な窒化物および炭窒化物の効果が得られないため、結晶粒の微細化が不十分であり、寿命延長効果が小さい。
比較例6は、従来技術である球状化焼鈍材に浸炭窒化後、焼入れ処理を施し、且つ790〜820°Cで2次焼入れを施した場合であるが、結晶粒径は5μm以上で本発明範囲よりも大きく、本発明の実施例より、寿命延長効果は小さい。
Comparative Example 4 is a case where the first step and the second step are not performed, and the material is only subjected to plastic working after austenizing, but the effect of fine nitride and carbonitride is obtained. Therefore, the crystal grains are not sufficiently refined and the life extension effect is small.
Comparative Example 6 is a case where the conventional spheroidized annealing material is carbonitrided and then subjected to quenching treatment and secondary quenching at 790 to 820 ° C., but the crystal grain size is 5 μm or more. It is larger than the range, and the life extension effect is smaller than the embodiment of the present invention.
(第2の実施例:第2の実施の形態に対応)
本発明の効果を確認するために、以下の実験を行った。
高炭素クロム鋼SUJ2を用いて、試験片を作製した。出発素材は、球状化焼鈍材である。焼戻し工程は、いずれの場合も160〜240°Cで2時間行った。また、窒化処理後の表面窒素濃度は0.5〜12重量%の範囲であった。各試験片の熱処理工程を表2に示す。熱処理後、研削を行った。
(Second example: corresponding to the second embodiment)
In order to confirm the effect of the present invention, the following experiment was conducted.
A test piece was prepared using high-carbon chromium steel SUJ2. The starting material is a spheroidized annealing material. The tempering step was performed at 160 to 240 ° C. for 2 hours in any case. The surface nitrogen concentration after nitriding was in the range of 0.5 to 12% by weight. Table 2 shows the heat treatment process of each test piece. After the heat treatment, grinding was performed.
これらの試験片を用いて、スラスト寿命試験を行った。寿命試験には森式スラスト転がり寿命試験機を用いた。試験条件は次の通りである。
(寿命試験条件)
荷重 :4900MPa
回転数:300min-1
潤滑油:♯68タービン油
混入異物
組成 :Fe3 C系粉
硬さ :HRC52
粒径 :74〜147μm
混入量:潤滑油中に300ppm
寿命は、各試験片をそれぞれn=10試験して、フレーキングが発生した時点までの累積応力繰り返し回数(寿命)を調査してワイブルプロットを作成し、各ワイブル分布の結果から各々のL10寿命を求めた。
A thrust life test was conducted using these test pieces. A forest thrust rolling life tester was used for the life test. The test conditions are as follows.
(Life test conditions)
Load: 4900 MPa
Rotational speed: 300min -1
Lubricating oil: # 68 Turbine oil Foreign matter Composition: Fe 3 C powder Hardness: HRC52
Particle size: 74-147 μm
Inclusion amount: 300ppm in lubricating oil
Each test piece is tested for n = 10, and the number of repeated stress cycles (life) until flaking occurs is investigated to create a Weibull plot. From the results of each Weibull distribution, each L 10 Lifetime was sought.
各試験片の完成品転動面表面層の平均結晶粒径は、塩化第二鉄をべースとした溶液でエッチングして、旧オーステナイト粒界のみを現出させ、走査型電子顕微鏡で2000〜3000倍で撮影した写真を用いて、結晶粒径を測定した。結晶粒径の測定は、切片法で測定して平均化した。前記表面層の窒素濃度の測定は、電子線マイクロアナライザー(EPMA)を用いた。 The average crystal grain size of the finished rolling surface surface layer of each test piece was etched with a solution based on ferric chloride to reveal only the prior austenite grain boundaries, and 2000 with a scanning electron microscope. The crystal grain size was measured using a photograph taken at a magnification of ˜3000. The crystal grain size was measured by the intercept method and averaged. The nitrogen concentration in the surface layer was measured using an electron beam microanalyzer (EPMA).
試験結果を表2に併せて示す。表2中の寿命比は、比較例5Aの通常焼入れ、焼戻しのL10寿命を1とし、その比率で示してある。
表2から判るように、本発明の実施例1A〜7Aは、本発明に係る熱処理工程を実施することによって、いずれも前記表面層の窒素濃度が0.3重量%以上で、且つ結晶粒径が3μm以下に微細化されており、異物混入潤滑下での寿命延長効果は明らかである。図8に結晶粒径と寿命比の関係を示す。
The test results are also shown in Table 2. The life ratio in Table 2 is shown by the ratio of L 10 life of normal quenching and tempering of Comparative Example 5A as 1.
As can be seen from Table 2, in Examples 1A to 7A of the present invention, when the heat treatment step according to the present invention is performed, the nitrogen concentration of the surface layer is 0.3 wt% or more, and the crystal grain size Is refined to 3 μm or less, and the effect of extending the life under lubrication mixed with foreign matters is clear. FIG. 8 shows the relationship between the crystal grain size and the life ratio.
図9は、本発明の実施例1A〜7Aおよび比較例2A〜4Aについて、前記表面層の窒素濃度と結晶粒径との関係を整理したもので、図から前記表面層の窒素濃度が0.3重量%未満になると、結晶粒径が本発明の上限値である3μmよりも大きくなっているのが判る。これは、窒素濃度が0.3重量%未満では、オーステナイト化時の結晶粒の成長を抑える窒化物および炭窒化物の存在割合が少なくなり、ピン止め効果が小さくなったためである。 FIG. 9 shows the relationship between the nitrogen concentration of the surface layer and the crystal grain size in Examples 1A to 7A and Comparative Examples 2A to 4A of the present invention. When it is less than 3% by weight, it can be seen that the crystal grain size is larger than 3 μm which is the upper limit of the present invention. This is because when the nitrogen concentration is less than 0.3% by weight, the abundance ratio of nitrides and carbonitrides that suppress the growth of crystal grains at the time of austenitization is reduced, and the pinning effect is reduced.
以上の結果より、本発明では、前記表面層の窒素濃度を0.3重量%以上で、且つ旧オーステナイトの平均結晶粒径を3μm以下とする。
比較例1Aは、第1の工程の焼入れ処理を施さない場合であり、微細化が十分進行しておらず、寿命延長効果が小さい。これは、上述したように、窒化処理の前にマルテンサイト組織としないと、オーステナイト結晶粒の核発生箇所となる微細な窒化物や炭窒化物が得られず、焼入れの際のピン止め効果が小さいためであると考えられる。
From the above results, in the present invention, the nitrogen concentration of the surface layer is 0.3% by weight or more, and the average crystal grain size of prior austenite is 3 μm or less.
Comparative Example 1A is a case where the quenching process of the first step is not performed, and the miniaturization is not sufficiently advanced, and the effect of extending the life is small. As described above, if the martensite structure is not used before nitriding, fine nitrides and carbonitrides that become nucleation sites of austenite crystal grains cannot be obtained, and the pinning effect during quenching is obtained. This is probably because it is small.
(第3の実施例:第1及び第2の実施の形態に対応)
SUJ2を用い、出発素材は球状化焼鈍材とした。焼戻し工程は、いずれの場合も160〜240°Cで2時間行った。窒化処理後の表面窒素濃度は0.5重量%以上であった。各試験片の熱処理工程の詳細を表3に示す。なお、完成品転動面表面層の窒素(N)濃度(重量%)と炭素(C)濃度(重量%)との比=N/Cのコントロールは窒化の処理時間及び研削取り代を変えて行った。
(Third example: corresponding to the first and second embodiments)
SUJ2 was used, and the starting material was a spheroidized annealing material. The tempering step was performed at 160 to 240 ° C. for 2 hours in any case. The surface nitrogen concentration after nitriding was 0.5% by weight or more. Table 3 shows the details of the heat treatment process for each test piece. Note that the ratio of nitrogen (N) concentration (% by weight) to carbon (C) concentration (% by weight) in the surface layer of the finished product rolling surface is controlled by changing the nitriding treatment time and grinding allowance. went.
この試験片を用いてスラスト型寿命試験を行った。試験には森式スラスト転がり寿命試験機を用いた。試験条件は次の通りである。
荷重 :8900N
回転速度:1000min-1
潤滑油 :♯68タービン油
寿命は、各サンプルをそれぞれn=10試験して、剥離が発生した時点までの累積応力繰り返し回数(寿命)を調査してワイブルプロットを作成し、各ワイブル分布の結果から各々のL10寿命を求めた。
A thrust type life test was conducted using this test piece. The forest thrust rolling life tester was used for the test. The test conditions are as follows.
Load: 8900N
Rotational speed: 1000min -1
Lubricating oil: # 68 Turbine oil The life of each sample is tested by n = 10, and the number of repeated repeated stresses (life) until the point at which peeling occurs is investigated to create a Weibull plot. From each, the L 10 life was determined.
各試験片の完成品転動面表面層の平均結晶粒径は、塩化第二鉄をベースとした溶液でエッチングし、旧オーステナイト粒界のみを現出させ、走査型電子顕微鏡で2000〜3000倍で撮影した写真を用い、結晶粒径を切片法で測定して平均化した。窒素濃度の測定は電子線マイクロアナライザー(EPMA)を用いた。
試験結果を表3に併せて示す。表中の寿命試験結果は、比較例6Bの通常焼入れ、焼戻しのL10寿命を1とした比率で示してある。
The average grain size of the finished rolling surface surface layer of each test piece was etched with a solution based on ferric chloride to reveal only the prior austenite grain boundaries, and 2000 to 3000 times with a scanning electron microscope. Using the photograph taken in step 1, the crystal grain size was measured by the intercept method and averaged. The nitrogen concentration was measured using an electron beam microanalyzer (EPMA).
The test results are also shown in Table 3. The life test results in the table are shown in a ratio where the L 10 life of normal quenching and tempering in Comparative Example 6B is 1.
表3から明らかなように、本発明例である実施例1B〜7Bは上述した本発明に係る熱処理工程を実施することによって、完成品転動面表面層の旧オーステナイト平均結晶粒径が3μm以下、窒素濃度が0.3重量%以上、N/Cの値が1.10以下、より好ましくは0.30〜1.10の範囲で寿命延長効果が大きいことが判る。図11にN/Cと寿命との関係を示す。図からも判るように、N/Cの値が1.10以下、より好ましくは0.30〜1.10の範囲で寿命延長効果が得られるのが判る。 As is apparent from Table 3, Examples 1B to 7B, which are examples of the present invention, have the prior austenite average crystal grain size of the surface layer of the finished product rolling surface of 3 μm or less by performing the heat treatment step according to the present invention described above. It can be seen that the effect of extending the life is large when the nitrogen concentration is 0.3 wt% or more and the value of N / C is 1.10 or less, more preferably 0.30 to 1.10. FIG. 11 shows the relationship between N / C and lifetime. As can be seen from the figure, it can be seen that the effect of extending the life is obtained when the value of N / C is 1.10 or less, more preferably 0.30 to 1.10.
なお、上記各実施例では、高炭索クロム軸受鋼SUJ2の事例のみを示したが、鋼種はこれに限定されず、SUJ3の他、炭素量で0.5重量%以上の鋼で、構成組織がマルテンサイト、セメンタイト、残留オーステナイトからなる鋼種であれば、同様の効果が得られる。
また、上記各実施例では、窒化又は軟窒化処理の方法については、ガス窒化のみを示したが、特に限定されるものではなく、タフトライド処理、イオン窒化、ガス軟窒化などを用いても同様の効果が得られる。
In addition, in each said Example, although the example of the high carbon steel chromium bearing steel SUJ2 was shown, steel types are not limited to this, In addition to SUJ3, it is steel of 0.5 weight% or more in carbon amount, and a structure If is a steel type composed of martensite, cementite, and retained austenite, the same effect can be obtained.
In each of the above-described embodiments, only the gas nitriding is shown as the nitriding or soft nitriding treatment method, but it is not particularly limited, and the same method can be used when using tuftride treatment, ion nitriding, gas soft nitriding or the like. An effect is obtained.
Claims (3)
前記内方部材、前記外方部材及び前記転動体の内の少なくとも一つの素材をC含有量:0.5重量%以上の高炭素軸受鋼とし、且つ完成品転動面表面層の旧オーステナイト平均結晶粒径を3μm以下、前記表面層の窒素(N)濃度を0.3重量%以上、炭素(C)濃度と窒素(N)濃度との比をC/N=1.10以下としたことを特徴とする転動装置。 In the rolling device in which a plurality of rolling elements are arranged so as to roll in the circumferential direction between the inner member and the outer member,
At least one material of the inner member, the outer member, and the rolling element is a high carbon bearing steel having a C content of 0.5% by weight or more, and the average austenite surface layer of the finished product rolling surface The crystal grain size is 3 μm or less, the nitrogen (N) concentration of the surface layer is 0.3 wt% or more, and the ratio of the carbon (C) concentration to the nitrogen (N) concentration is C / N = 1.10 or less. A rolling device characterized by.
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